JP5028760B2 - 高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板 - Google Patents
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Description
この発明は、応力除去焼鈍処理（以下、ＰＷＨＴ：post welded heat treatmentという）がなされる高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板に関し、特に、焼入れ・焼戻し材の焼戻し処理時における板厚中心部の昇温速度を規定することによって、従来材よりもＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスに優れる高張力鋼板の製造方法およびこの方法により製造された高張力鋼板に関するものである。
タンク・ペンストック等に用いられる高張力鋼板は、構造物作製時に施される溶接処理後にＰＷＨＴを実施することによって、残留応力の緩和・溶接硬化部の軟化・水素逸散等を行い、構造物の変形や脆性破壊の発生の防止が図られる場合が多い。
近年、タンク・ペンストック等の鋼構造物の大型化が指向され、鋼材の高強度化・厚肉化のニーズが高揚している。しかし、鋼材を高強度化・厚肉化すると、ＰＷＨＴ条件もより高温かつ長時間の厳しい条件となる傾向があり、しばしば処理後の強度低下や靭性劣化を引き起こした。
このため、例えば、特公昭５９−２３２２３４号公報（特許文献１）、特公昭６２−９３３１２号公報（特許文献２）、特公平９−２５６０３７号公報（特許文献３）、特公平９−２５６０３８号公報（特許文献４）等に、合金元素の最適化、加工熱処理技術の適用、またはＰＷＨＴ前の熱処理の活用等によって、ＰＷＨＴ後の強度および靭性の優れた鋼板の製造方法が開示されている。
しかし、上記特許文献１〜４等に開示されている方法によっても、寒冷地で使用される場合等に求められるＰＷＨＴ後の厳しい強度・靭性特性には対応できないという問題があり、ＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスがより優れた高張力鋼板の製造方法が求められていた。
この発明は、従来技術における上記問題点を克服すべく、特に焼入れ・焼戻し材の焼戻し処理時における板厚中心部の昇温速度を規定することによって、セメンタイトを微細分散析出させ、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性の劣化の主な要因となる熱処理時のセメンタイトの凝集・粗大化を抑制して、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスが従来材よりも極めて優れた高張力鋼板の製造を可能とする方法を提供するものであり、その要旨とするところは次の通りである。
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、Ａｒ3変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ3変態点以上に再加熱し、所定の板厚に熱間圧延した後、引続きＡｒ3変態点以上から直接焼入れ、あるいは加速冷却によって４００℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を５２０℃以上に焼戻すことに特徴を有するものである。
請求項２記載の発明は、請求項１の方法によって製造した応力除去焼鈍処理用の高張力鋼板に特徴を有するものである。
この発明によれば、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスに極めて優れた高張力鋼板の製造が可能となる。
先ず、この発明における成分の限定理由について述べる。なお、化学成分組成割合を示す％は、何れも質量％である。
（Ｃ：０．０２〜０．１８％）
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１８％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．１８％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．０３〜０．１７％の範囲内である。
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１８％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．１８％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．０３〜０．１７％の範囲内である。
（Ｓｉ：０．０５〜０．５％）
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０５％未満ではその効果が不十分である。一方、０．５％を超えると、セメンタイトの生成を抑制する効果により、焼戻し温度を５２０℃以上としてもセメンタイトの十分な微細分散析出状態が得られず、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の母材および溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．５％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．１〜０．４５％の範囲内である。
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０５％未満ではその効果が不十分である。一方、０．５％を超えると、セメンタイトの生成を抑制する効果により、焼戻し温度を５２０℃以上としてもセメンタイトの十分な微細分散析出状態が得られず、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の母材および溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．５％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．１〜０．４５％の範囲内である。
（Ｍｎ：０．５〜２．０％）
Ｍｎは、強度を確保するために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分である。一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．９〜１．７％の範囲内である。
Ｍｎは、強度を確保するために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分である。一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．９〜１．７％の範囲内である。
（Ａｌ：０．００５〜０．１％）
Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でない。一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．０１〜０．０４％の範囲内である。
Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でない。一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．０１〜０．０４％の範囲内である。
（Ｎ：０．０００５〜０．００８％）
Ｎは、Ｔｉ等と窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加するが、０．０００５％未満では組織の微細化効果が十分にもたらされない。一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．００１〜０．００６％の範囲内である。
Ｎは、Ｔｉ等と窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加するが、０．０００５％未満では組織の微細化効果が十分にもたらされない。一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％の範囲内に限定する。さらに、好適には、０．００１〜０．００６％の範囲内である。
（Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下）
Ｐ、Ｓは、何れも不純物元素であり、０．０３％を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、Ｐ、Ｓ含有量を０．０３％以下に限定する。さらに、好適には、Ｐは、０．０２％以下、Ｓは、０．００６％以下である。
Ｐ、Ｓは、何れも不純物元素であり、０．０３％を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、Ｐ、Ｓ含有量を０．０３％以下に限定する。さらに、好適には、Ｐは、０．０２％以下、Ｓは、０．００６％以下である。
この発明では、所望の特性に応じてさらに以下の成分を含有することができる。
（Ｃｕ：２％以下）
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有しているが、その効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに、好適には、０．１〜１．８％の範囲内である。
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有しているが、その効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに、好適には、０．１〜１．８％の範囲内である。
（Ｎｉ：４％以下）
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有しているが、その効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。さらに、好適には、０．２〜３．５％の範囲内である。
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有しているが、その効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。さらに、好適には、０．２〜３．５％の範囲内である。
（Ｃｒ：２％以下）
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また、高温強度特性に優れるが、その効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに、好適には、０．２〜１．８％の範囲内である。
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また、高温強度特性に優れるが、その効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに、好適には、０．２〜１．８％の範囲内である。
（Ｍｏ：１％以下）
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れるが、その効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が１％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。さらに、好適には、０．１〜０．９％の範囲内である。
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れるが、その効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が１％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。さらに、好適には、０．１〜０．９％の範囲内である。
（Ｎｂ：０．０５％以下）
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるために添加するが、その効果を得るためには、０．００５％以上が好ましい。しかしながら、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．０５％以下に限定する。さらに、好適には、０．０１〜０．０４％の範囲内である。
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるために添加するが、その効果を得るためには、０．００５％以上が好ましい。しかしながら、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．０５％以下に限定する。さらに、好適には、０．０１〜０．０４％の範囲内である。
（Ｖ：０．５％以下）
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるために添加するが、その効果を得るためには、０．０１％以上が好ましい。しかしながら、０．５％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．５％以下に限定する。さらに、好適には、０．０２〜０．４％の範囲内である。
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるために添加するが、その効果を得るためには、０．０１％以上が好ましい。しかしながら、０．５％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．５％以下に限定する。さらに、好適には、０．０２〜０．４％の範囲内である。
（Ｔｉ：０．０３％以下）
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させるが、その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかしながら、その含有量が０．０３％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．０３％以下に限定する。さらに、好適には、０．００２〜０．０２５％の範囲内である。
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させるが、その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかしながら、その含有量が０．０３％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．０３％以下に限定する。さらに、好適には、０．００２〜０．０２５％の範囲内である。
（Ｂ：０．００３％以下）
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有しているが、その効果を得るためには、０．０００１％以上が好ましい。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。さらに、好適には、０．０００２〜０．００２５％の範囲内である。
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有しているが、その効果を得るためには、０．０００１％以上が好ましい。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。さらに、好適には、０．０００２〜０．００２５％の範囲内である。
（Ｃａ：０．０１％以下）
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であるが、その効果を得るためには、０．０００５％以上が好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。さらに、好適には、０．００１〜０．００９％の範囲内である。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であるが、その効果を得るためには、０．０００５％以上が好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。さらに、好適には、０．００１〜０．００９％の範囲内である。
（ＲＥＭ：０．０２％以下）
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善するが、その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかしながら、０．０２％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。さらに、好適には、０．００２〜０．０１９％の範囲内である。
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善するが、その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかしながら、０．０２％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。さらに、好適には、０．００２〜０．０１９％の範囲内である。
（Ｍｇ：０．０１％以下）
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合があるが、その効果を得るためには、０．０００５％以上が好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。さらに、好適には、０．００１〜０．００９％の範囲内である。
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合があるが、その効果を得るためには、０．０００５％以上が好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。さらに、好適には、０．００１〜０．００９％の範囲内である。
次に、この発明における好適な組織について、以下に述べる。
この発明の母材の組織は、引張強度が５７０Ｎ／ｍｍ2以上、７８０Ｎ／ｍｍ2未満の場合には、ベイナイトの体積率が５０ｖｏｌ％以上で、残部がマルテンサイトを主体とする組織から構成され、また、引張強度が７８０Ｎ／ｍｍ2以上の場合には、マルテンサイトの体積率が５０ｖｏｌ％以上、残部がベイナイトを主体とする組織から構成されることが好ましい。なお、ベイナイトとマルテンサイト組織の体積率は、得られた鋼板から金属組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を試薬で腐食し、光学顕微鏡を用いてミクロ組織を２００倍で観察し、各５視野撮像し、組織を同定し、さらに、画像解析装置を用いてベイナイトとマルテンサイトの面積率を求め、５視野の平均をベイナイトとマルテンサイト組織の体積率とした。
また、この発明は、急速加熱焼戻しによるセメンタイトの微細分散析出に特徴を有するが、セメンタイトの平均粒子径が７０ｎｍを超えると強度・靭性バランスに劣るため、セメンタイトの平均粒子径は、７０ｎｍ以下が好ましく、さらに、好適には、６５ｎｍ以下である方が良い。さらに、好適には、粒子径が３５０ｎｍを超えるセメンタイトは、５０００ｎｍ四方の視野中にて３個以下が好ましく、さらに、好適には、２個以下である方が良い。
なお、セメンタイトの観察は、例えば、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、透過型電子顕微鏡にて行う。粒子径は、画像解析による円相当径にて評価し、平均粒子径は、任意の５視野以上の５０００ｎｍ四方の視野中で観察されるセメンタイトの粒子径を全て測定して、その単純平均値とする。
次に、この発明における製造条件の限定理由について述べる。
（鋳造条件）
この発明は、いかなる鋳造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に鋳造条件を限定する必要はない。
この発明は、いかなる鋳造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に鋳造条件を限定する必要はない。
（熱間圧延条件）
鋳片をＡｒ3変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ3変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。これは、この温度域で圧延を開始すれば、この発明の有効性は失われないためである。なお、この発明においては、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。これは、Ａｒ3変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行っても未結晶域で圧延を行っても、この発明の有効性は発揮されるためである。
鋳片をＡｒ3変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ3変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。これは、この温度域で圧延を開始すれば、この発明の有効性は失われないためである。なお、この発明においては、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。これは、Ａｒ3変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行っても未結晶域で圧延を行っても、この発明の有効性は発揮されるためである。
（直接焼入れあるいは加速冷却）
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ3変態点以上の温度から４００℃以下まで強制冷却を施すことが必要である。鋼板の温度が４００℃以下になるまで冷却する理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させ、母材を強化するためである。このときの冷却速度は、１℃／ｓ以上とするのが好ましい。
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ3変態点以上の温度から４００℃以下まで強制冷却を施すことが必要である。鋼板の温度が４００℃以下になるまで冷却する理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させ、母材を強化するためである。このときの冷却速度は、１℃／ｓ以上とするのが好ましい。
（焼戻し装置の設置方法）
焼戻しは、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて行うものとした。これは、直結化によって圧延・焼入れ処理から焼戻し処理までに要する時間を短くすることが可能となり、生産性の向上がもたらされるためである。
焼戻しは、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて行うものとした。これは、直結化によって圧延・焼入れ処理から焼戻し処理までに要する時間を短くすることが可能となり、生産性の向上がもたらされるためである。
（焼戻し条件−１）
焼入れ時には自動焼戻しによって若干のセメンタイトが生成する。なお、自動焼戻しとは、Ｃ量が低い材料は、ＭS点が高温となるため、冷却中に一部の過飽和なＣがセメンタイトを形成する。このような冷却中に生じる焼戻し現象である。この状態にある焼入れ材を４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上と高速にして、５２０℃以上に焼戻すと、セメンタイトが旧オーステナイト粒界やラス境界のみではなく粒内にも析出することによって、セメンタイトが微細分散析出し、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性の劣化の主な要因となるセメンタイトの凝集・粗大化が抑制され、この結果、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスが従来材よりも向上することが本発明者等による研究から明らかとされた。以上より、４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を５２０℃以上に焼戻すこととした。
焼入れ時には自動焼戻しによって若干のセメンタイトが生成する。なお、自動焼戻しとは、Ｃ量が低い材料は、ＭS点が高温となるため、冷却中に一部の過飽和なＣがセメンタイトを形成する。このような冷却中に生じる焼戻し現象である。この状態にある焼入れ材を４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上と高速にして、５２０℃以上に焼戻すと、セメンタイトが旧オーステナイト粒界やラス境界のみではなく粒内にも析出することによって、セメンタイトが微細分散析出し、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性の劣化の主な要因となるセメンタイトの凝集・粗大化が抑制され、この結果、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスが従来材よりも向上することが本発明者等による研究から明らかとされた。以上より、４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を５２０℃以上に焼戻すこととした。
（焼戻し条件−２）
更に、本発明者等は、上記焼戻し条件−１によるセメンタイトの微細分散析出のメカニズムを詳細に調べた結果、自動焼戻しによって若干のセメンタイトが生成している焼入れ材を昇温した場合、鋼板の温度が４６０℃までは自動焼戻しによって生じたセメンタイトが溶解し、４６０℃を超えると旧オーステナイト粒界やラス境界からセメンタイトの核生成・成長が生じ、さらに鋼板の温度が５２０℃を超えると、粒内からセメンタイトの核生成・成長が生じるようになるといった知見を得た。この知見を基に、５２０℃以上の焼戻し処理を行う場合には、焼戻し開始温度から４６０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ未満と低速にすることにより、焼入れ時に自動焼戻しによって生成したセメンタイトを充分に溶解させる時間を与え、更に、４６０℃以上Ａｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上と高速にすることによって、旧オーステナイト粒界やラス境界からのセメンタイトの核生成・成長をなるべく抑制し、５２０℃以上で生じる粒内からのセメンタイトの核生成・成長を促進させると、上記焼戻し条件−１によって焼戻し処理を施した場合よりも、更に微細なセメンタイトの分散析出状態が得られ、ＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスが焼戻し条件−１の場合と比較して向上する。具体的には、焼戻し条件−１よりも焼戻し条件−２の方がＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の靭性がそれぞれ良くなることが実験的に検証された。
更に、本発明者等は、上記焼戻し条件−１によるセメンタイトの微細分散析出のメカニズムを詳細に調べた結果、自動焼戻しによって若干のセメンタイトが生成している焼入れ材を昇温した場合、鋼板の温度が４６０℃までは自動焼戻しによって生じたセメンタイトが溶解し、４６０℃を超えると旧オーステナイト粒界やラス境界からセメンタイトの核生成・成長が生じ、さらに鋼板の温度が５２０℃を超えると、粒内からセメンタイトの核生成・成長が生じるようになるといった知見を得た。この知見を基に、５２０℃以上の焼戻し処理を行う場合には、焼戻し開始温度から４６０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ未満と低速にすることにより、焼入れ時に自動焼戻しによって生成したセメンタイトを充分に溶解させる時間を与え、更に、４６０℃以上Ａｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上と高速にすることによって、旧オーステナイト粒界やラス境界からのセメンタイトの核生成・成長をなるべく抑制し、５２０℃以上で生じる粒内からのセメンタイトの核生成・成長を促進させると、上記焼戻し条件−１によって焼戻し処理を施した場合よりも、更に微細なセメンタイトの分散析出状態が得られ、ＰＷＨＴ後の強度・靭性バランスが焼戻し条件−１の場合と比較して向上する。具体的には、焼戻し条件−１よりも焼戻し条件−２の方がＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の靭性がそれぞれ良くなることが実験的に検証された。
以上より、焼戻し開始温度から４６０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ未満で、かつ４６０℃以上Ａｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を５２０℃以上に焼戻すこととした。
なお、この発明における鋼板の温度は、板厚中心部の位置での温度であり、鋼板表面の放射温度計等による実測温度から計算により管理される。
この発明は、転炉法・電気炉法等で溶製されたいかなる鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたいかなるスラブについても有効であるので、特に鋼の溶製方法やスラブの製造方法を特定する必要は無い。
焼戻し時の加熱方式は、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射過熱、雰囲気加熱等、所要の昇温速度が達成される方式で良い。
焼戻し時における平均昇温速度の規定は、板厚中心部にて行ったが、板厚中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるため、板厚中心部のみに限定されるものではない。
また、焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度さえ得られれば、この発明は有効であるので、直線的な温度履歴を取っても、途中の温度で滞留するような温度履歴を取っても構わない。従って、平均昇温速度は、昇温開始温度と昇温終了温度の温度差を昇温に要した時間で除算することにより求められる。
焼戻し温度における保持は特に必要ではない。保持する場合には、生産性の低下や析出物の粗大化に起因する靭性の劣化を防止すべく、６０ｓｅｃ以下とすることが望ましい。
焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜２００℃までにおける板厚中心部の平均冷却速度を０．０５℃／ｓ以上とすることが望ましい。なお、昇温速度を変更する温度は、４６０℃が好ましいが、装置の精度や操業上の問題等からこの変更温度が４６０℃±４０℃の４２０℃〜５００℃の範囲内であっても、冷却開始温度〜４６０℃、４６０℃〜焼戻し温度の平均昇温速度がこの発明の所定の範囲を満足すれば良い。
次に、この発明を実施例によって更に説明する。
表１に示す鋼Ａ〜Ｕを溶製してスラブに鋳造し、加熱炉で加熱後、圧延を行った。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、直列に設置した２台のソノレイド型誘導加熱装置を用いて、焼戻し開始から４６０℃までは１台目の誘導加熱装置により、４６０℃から所定の焼戻し温度までは２台目の誘導加熱装置にて連続的に焼戻し処理を行った（昇温速度を変更する温度：４６０℃）。また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±５℃の範囲内で保持を行った。また、加熱後の冷却は空冷とした。
さらに、上記焼入れ・焼戻し材に（５８０〜６９０℃）×（１ｈ〜２４ｈｒ）の条件でＰＷＨＴを施した。加熱・冷却条件等は、ＪＩＳ-Ｚ-３７００に準拠した。
表１にＰCM、Ａｃ1変態点、Ａｃ3変態点、Ａｒ3変態点の値を併せて示し、表外にこれらの算出式を示す。
以上の鋼板製造条件を表２に、これらの製造条件で製造した鋼板の引張強度および板厚中心部の脆性・延性破面遷移温度（vＴrs）を表３に示す。引張強度は、全厚引張試験片により測定し、靭性は、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度vＴrsで評価した。
材料特性の目標は、鋼Ａ〜ＦおよびＭ、ＮのＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度：５７０ＭＰａ以上、vＴrs：−５０℃以下、鋼Ｇ〜ＬおよびＯ〜ＵのＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度：７８０ＭＰａ以上、vＴrs：−４０℃以下で、かつ、鋼Ａ〜ＵのＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度差：４０ＭＰａ以内、vＴrs差：２０℃以内とした。
表３から明らかなように、この発明法により製造した鋼板Ｎｏ．１〜２０（本発明例）のＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度とvＴrs、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後の引張強度差とvＴrs 差は、何れも、目標値を満足している。
なお、本発明例である鋼板Ｎｏ．９と１０とを比較すると、焼戻し開始〜４６０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃未満である鋼板Ｎｏ．１０は、これと同一成分で、焼戻し開始〜４６０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃を超える鋼板Ｎｏ．９と比べてＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の靭性値が向上している。同様に、本発明例である鋼板Ｎｏ．１１と１２とを比較すると、鋼板Ｎｏ．１２は、鋼板Ｎｏ．１１と比べてＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の靭性値が向上している。焼戻し開始〜４６０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃未満で焼戻し処理を施した場合は、さらに微細なセメンタイトの分散析出状態が得られ、ＰＷＨＴ後においても引張強度と靭性バランスがさらに向上することが確認された。
これに対して、比較例である鋼板Ｎｏ．２１〜３５は、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後の引張強度差、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs 差の内、少なくとも２つが上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。
化学成分が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２１、２２、２３は、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後の引張強度差、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs差の内、何れか２つの目標値を達成することができなかった。
スラブ加熱温度が本発明範囲から外れている（ＡC3変態点未満の８００℃）鋼板Ｎｏ．２４は、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs差が何れも目標値に達していない。
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている（ＡC3変態点未満の７３０℃）鋼板Ｎｏ．２５は、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs 、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs差が何れも目標値に達していない。
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている（４００℃超えの４５０℃）鋼板Ｎｏ．２６は、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs 、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs差が何れも目標値に達していない。
焼戻し開始〜４６０℃までの平均昇温速度および４６０℃〜焼戻し温度までの平均昇温速度の何れもが本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２７、２８、２９、３０は、ＰＷＨＴ後の引張強度、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後の引張強度差、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs 差が何れも目標値に達していない。
４６０℃〜焼戻し温度までの平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．３１、３２、３３、３４、３５は、ＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後のvＴrs 、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後の引張強度差、ＰＷＨＴ前とＰＷＨＴ後のvＴrs差が何れも目標値に達していない。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．００８％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を鋳造後、Ａｒ3変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ3変態点以上に再加熱し、所定の板厚に熱間圧延した後、引続きＡｒ3変態点以上から直接焼入れ、あるいは加速冷却によって４００℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を５２０℃以上に焼戻すことを特徴とする、応力除去焼鈍処理用の高張力鋼板の製造方法。 - 請求項１の方法によって製造した応力除去焼鈍処理用の高張力鋼板。
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